JPH11199987A - 冷間加工に適した耐熱合金 - Google Patents
冷間加工に適した耐熱合金Info
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- JPH11199987A JPH11199987A JP30828198A JP30828198A JPH11199987A JP H11199987 A JPH11199987 A JP H11199987A JP 30828198 A JP30828198 A JP 30828198A JP 30828198 A JP30828198 A JP 30828198A JP H11199987 A JPH11199987 A JP H11199987A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温での組織安定性および高温疲労強度に優
れ、安価でかつ冷間加工に適した耐熱合金、特に冷間鍛
造により作製される排気エンジンバルブ用耐熱合金。 【解決手段】 Ｃｕを添加し、Ｃｕ＋Ａｌの総量を２．
０〜５．５％として冷間加工性を向上した。重量％でＮ
ｉ２５〜４９、Ｃｒ１０〜１５．５、Ｃｕ０．３〜４．
０、Ａｌ１．４〜３．０と、ＩＶａ族とＶａ族のうち１
種または２種以上を合計で１．５〜８．０とＭｏ０〜
３．０とＷ０〜３．０の１種または２種、及びＣｏ５．
０以下を含み、かつ原子％で下記関係２式を満たす。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０、Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ
＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔ
ａ］）、かつ、０．１５≦Ｂ値≦０．２０、Ｂ値＝
（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋［Ｃ
ｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）。
れ、安価でかつ冷間加工に適した耐熱合金、特に冷間鍛
造により作製される排気エンジンバルブ用耐熱合金。 【解決手段】 Ｃｕを添加し、Ｃｕ＋Ａｌの総量を２．
０〜５．５％として冷間加工性を向上した。重量％でＮ
ｉ２５〜４９、Ｃｒ１０〜１５．５、Ｃｕ０．３〜４．
０、Ａｌ１．４〜３．０と、ＩＶａ族とＶａ族のうち１
種または２種以上を合計で１．５〜８．０とＭｏ０〜
３．０とＷ０〜３．０の１種または２種、及びＣｏ５．
０以下を含み、かつ原子％で下記関係２式を満たす。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０、Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ
＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔ
ａ］）、かつ、０．１５≦Ｂ値≦０．２０、Ｂ値＝
（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋［Ｃ
ｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、優れた高温強度を
有し、安価で、かつ冷間加工に適した耐熱合金、特に冷
間鍛造により作製される排気エンジンバルブ用耐熱合金
に関するものである。
有し、安価で、かつ冷間加工に適した耐熱合金、特に冷
間鍛造により作製される排気エンジンバルブ用耐熱合金
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】今日、耐熱鋼および耐熱合金は多くの用
途に用いられているが、代表的な用途の一つにエンジン
の排気バルブが挙げられる。従来、ガソリンエンジンや
ディーゼルエンジンの排気バルブ用材料としては高Ｍｎ
系のオーステナイト鋼であるＳＵＨ３５（Ｆｅ−８．５
Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）が広く
使用されてきた。一部使用温度の高いエンジンおよび高
負荷となるエンジンには、ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．
５Ｃｒ−１Ｎｂ−２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆｅ）が
使用されるに至ってきた。しかし、ＮＣＦ７５１はＮｉ
を約７０％も含んで非常に高価であるために最近ではＮ
ＣＦ７５１よりも省資源でかつＮＣＦ７５１に近い高温
強度、組織安定性を有する合金の開発が行われてきた。
特に最近では自動車使用される部品においては長時間使
用後の特性劣化の抑制、使用材料の組織安定性を要求さ
れてきている。
途に用いられているが、代表的な用途の一つにエンジン
の排気バルブが挙げられる。従来、ガソリンエンジンや
ディーゼルエンジンの排気バルブ用材料としては高Ｍｎ
系のオーステナイト鋼であるＳＵＨ３５（Ｆｅ−８．５
Ｍｎ−２１Ｃｒ−４Ｎｉ−０．５Ｃ−０．４Ｎ）が広く
使用されてきた。一部使用温度の高いエンジンおよび高
負荷となるエンジンには、ＮＣＦ７５１（Ｎｉ−１５．
５Ｃｒ−１Ｎｂ−２．３Ｔｉ−１．２Ａｌ−７Ｆｅ）が
使用されるに至ってきた。しかし、ＮＣＦ７５１はＮｉ
を約７０％も含んで非常に高価であるために最近ではＮ
ＣＦ７５１よりも省資源でかつＮＣＦ７５１に近い高温
強度、組織安定性を有する合金の開発が行われてきた。
特に最近では自動車使用される部品においては長時間使
用後の特性劣化の抑制、使用材料の組織安定性を要求さ
れてきている。
【０００３】その要求を満たす合金として、本発明者
は、特開平７−１０９５３９号において、重量％でＣ：
０．１０以下、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：３．０以下、
Ｎｉ：３０〜４９、Ｃｒ：１０〜１８、Ａｌ：１．６〜
３．０を含み、ＩＶａ属とＶａ属から選ばれる１種また
は２種以上の元素を合計で１．５〜８．０含有し、かつ
原子％でＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの関
係式およびＣｒ、Ｍｏ、Ｗの関係式を規定することによ
り、長時間加熱後の特性劣化の抑制、組織安定性を改善
した合金を提案した。
は、特開平７−１０９５３９号において、重量％でＣ：
０．１０以下、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：３．０以下、
Ｎｉ：３０〜４９、Ｃｒ：１０〜１８、Ａｌ：１．６〜
３．０を含み、ＩＶａ属とＶａ属から選ばれる１種また
は２種以上の元素を合計で１．５〜８．０含有し、かつ
原子％でＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａの関
係式およびＣｒ、Ｍｏ、Ｗの関係式を規定することによ
り、長時間加熱後の特性劣化の抑制、組織安定性を改善
した合金を提案した。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】エンジンバルブの成型
法には、熱間アップセット工法、熱間押出し工法および
冷間鍛造法などの種々の工法が存在し、現在は熱間アッ
プセット工法、熱間押出し工法が主に行われている。し
かし、今後、自動車部品におけるコスト低減の要求は更
に激しくなり、エンジンバルブにおいても更なる低コス
ト化が必要となってくる。そのためには単位時間内で多
数のバルブ製造が可能な冷間鍛造法による作製が必須と
なってくる。
法には、熱間アップセット工法、熱間押出し工法および
冷間鍛造法などの種々の工法が存在し、現在は熱間アッ
プセット工法、熱間押出し工法が主に行われている。し
かし、今後、自動車部品におけるコスト低減の要求は更
に激しくなり、エンジンバルブにおいても更なる低コス
ト化が必要となってくる。そのためには単位時間内で多
数のバルブ製造が可能な冷間鍛造法による作製が必須と
なってくる。
【０００５】しかしながら、従来から使用されているＳ
ＵＨ３５はＣ量が高いために固溶化処理後の硬さを低減
させることが難しく、かつＭｎ量が高く加工硬化を起こ
すために冷間鍛造により作製することは困難であった。
上述した特開平７−１０９５３９号は高温強度、組織安
定性は良好であるが、冷間鍛造性についてはさらなる改
善が望まれた。冷間鍛造性を高めるために特開昭５１−
５５７２０号に提案されている合金は、重量％でＮｉ：
１８〜３０の範囲でＣｒ：１６〜２２、かつＡｌ：０．
１〜１．５、Ｔｉ：１．５〜３．５と低Ｎｉ、低Ａｌで
あるが、この合金では特開平７−１０９５３９号に示す
高温強度、高い組織安定性は得られないという問題点を
有している。
ＵＨ３５はＣ量が高いために固溶化処理後の硬さを低減
させることが難しく、かつＭｎ量が高く加工硬化を起こ
すために冷間鍛造により作製することは困難であった。
上述した特開平７−１０９５３９号は高温強度、組織安
定性は良好であるが、冷間鍛造性についてはさらなる改
善が望まれた。冷間鍛造性を高めるために特開昭５１−
５５７２０号に提案されている合金は、重量％でＮｉ：
１８〜３０の範囲でＣｒ：１６〜２２、かつＡｌ：０．
１〜１．５、Ｔｉ：１．５〜３．５と低Ｎｉ、低Ａｌで
あるが、この合金では特開平７−１０９５３９号に示す
高温強度、高い組織安定性は得られないという問題点を
有している。
【０００６】そこで本発明の目的は、特開平７−１０９
５３９号の有する高温強度と組織安定性を保持したまま
冷間加工性を改善した耐熱合金を提供することにある。
５３９号の有する高温強度と組織安定性を保持したまま
冷間加工性を改善した耐熱合金を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、特開平７−
１０９５３９号に提案した合金を基に冷間加工性を改善
する元素の選択と、各合金元素の最適化を行った。その
結果、Ｃｕ：０．３〜４％の添加が高温強度と組織安定
性を保持したまま、著しい冷間加工性の改善を示すこと
を見出し本発明に到達した。
１０９５３９号に提案した合金を基に冷間加工性を改善
する元素の選択と、各合金元素の最適化を行った。その
結果、Ｃｕ：０．３〜４％の添加が高温強度と組織安定
性を保持したまま、著しい冷間加工性の改善を示すこと
を見出し本発明に到達した。
【０００８】すなわち本発明の耐熱合金は、重量％で、
Ｃ：０．１０以下、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：１．０以
下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃｒ：１０〜１８、Ｃｕ：０．
３〜４．０、Ａｌ：１．４〜３．０と、ＩＶａ族とＶａ
族から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で１．
５〜８．０とを含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅ
からなることを特徴とするものである。また、高温疲労
強度と高温クリープ破断強度の向上には、Ｍｏ：３．０
％以下とＷ：３．０％以下の１種または２種あるいは
５．０％以下のＣｏを含有できる。
Ｃ：０．１０以下、Ｓｉ：１．０以下、Ｍｎ：１．０以
下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃｒ：１０〜１８、Ｃｕ：０．
３〜４．０、Ａｌ：１．４〜３．０と、ＩＶａ族とＶａ
族から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で１．
５〜８．０とを含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅ
からなることを特徴とするものである。また、高温疲労
強度と高温クリープ破断強度の向上には、Ｍｏ：３．０
％以下とＷ：３．０％以下の１種または２種あるいは
５．０％以下のＣｏを含有できる。
【０００９】また本発明の耐熱合金は、重量％で、Ｃ：
０．０６以下、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：０．５以下、
Ｎｉ：２５〜４９、Ｃｒ：１３〜１８、Ｃｕ：０．３〜
４．０、Ａｌ：１．４〜３．０、Ｔｉ：１．５〜３．
０、及びＮｂ：０．３〜２．５を含み、残部は不純物を
除き本質的にＦｅからなることを特徴とするものであ
り、高温疲労強度と高温クリープ破断強度の向上には、
Ｍｏ：３．０％以下とＷ：３．０％以下の１種または２
種あるいは５．０％以下のＣｏを含有できる。
０．０６以下、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：０．５以下、
Ｎｉ：２５〜４９、Ｃｒ：１３〜１８、Ｃｕ：０．３〜
４．０、Ａｌ：１．４〜３．０、Ｔｉ：１．５〜３．
０、及びＮｂ：０．３〜２．５を含み、残部は不純物を
除き本質的にＦｅからなることを特徴とするものであ
り、高温疲労強度と高温クリープ破断強度の向上には、
Ｍｏ：３．０％以下とＷ：３．０％以下の１種または２
種あるいは５．０％以下のＣｏを含有できる。
【００１０】さらに本発明の耐熱合金は、重量％で，
Ｃ：０．０６以下、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：０．５以
下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃｒ：１３〜１６、Ｃｕ：０．
３〜４．０、Ｍｏ：０．１〜１、Ａｌ：１．６〜２．
４、Ｔｉ：２．０〜３．０、Ｎｂ：０．５〜１．５を含
み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特
徴とするものであり、高温疲労強度と高温クリープ破断
強度の向上には、Ｍｏ：３．０％以下とＷ：３．０％以
下の１種または２種あるいは５．０％以下のＣｏを含有
できる。
Ｃ：０．０６以下、Ｓｉ：０．５以下、Ｍｎ：０．５以
下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃｒ：１３〜１６、Ｃｕ：０．
３〜４．０、Ｍｏ：０．１〜１、Ａｌ：１．６〜２．
４、Ｔｉ：２．０〜３．０、Ｎｂ：０．５〜１．５を含
み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特
徴とするものであり、高温疲労強度と高温クリープ破断
強度の向上には、Ｍｏ：３．０％以下とＷ：３．０％以
下の１種または２種あるいは５．０％以下のＣｏを含有
できる。
【００１１】また上記合金は、Ａｌを必須添加とし原子
％で下記関係式を満たすように添加するのが良い。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）
％で下記関係式を満たすように添加するのが良い。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）
【００１２】また上記合金は、Ｃｒを必須添加とし原子
％で下記関係式を満たすように添加するのが良い。 ０．１５≦Ｂ値≦０．２０ Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）
％で下記関係式を満たすように添加するのが良い。 ０．１５≦Ｂ値≦０．２０ Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）
【００１３】さらに本発明の耐熱合金は、前記各合金に
おいてＣｒを１５．５％以下にし、前記Ａ値、Ｂ値の範
囲を必須とすることが冷間加工性を改善して冷間鍛造の
歩留まりを向上するために一層望ましい。
おいてＣｒを１５．５％以下にし、前記Ａ値、Ｂ値の範
囲を必須とすることが冷間加工性を改善して冷間鍛造の
歩留まりを向上するために一層望ましい。
【００１４】また、本発明合金では、冷間加工性を向上
させるためにＣｕを添加し、Ａｌ量を規定している。こ
れは本発明の特徴であるが、Ｃｕは一般に高温強度を低
下させ、かつ熱間加工性も低下させる。ＡｌはＮｉと共
にγ’相を形成し、高温強度を向上させる上で必須の元
素であるが、冷間加工性も向上させる効果を有すること
が分かった。しかし、Ａｌ量の多量の添加はＣｕと同様
に熱間加工性を劣化させる。そこで重量％で表した下記
関係式のようにＣ値＝Ｃｕ＋Ａｌを規定することが必要
となる。 ２．０≦Ｃ値≦５．５
させるためにＣｕを添加し、Ａｌ量を規定している。こ
れは本発明の特徴であるが、Ｃｕは一般に高温強度を低
下させ、かつ熱間加工性も低下させる。ＡｌはＮｉと共
にγ’相を形成し、高温強度を向上させる上で必須の元
素であるが、冷間加工性も向上させる効果を有すること
が分かった。しかし、Ａｌ量の多量の添加はＣｕと同様
に熱間加工性を劣化させる。そこで重量％で表した下記
関係式のようにＣ値＝Ｃｕ＋Ａｌを規定することが必要
となる。 ２．０≦Ｃ値≦５．５
【００１５】さらに必要に応じて、これらの合金は、重
量％で０．０１５以下のＢと、０．０２以下のＭｇと
０．０２のＣａの１種または２種、および０．０１以下
のＹと０．０１以下のＲＥＭの１種または２種を含有す
ることができる。
量％で０．０１５以下のＢと、０．０２以下のＭｇと
０．０２のＣａの１種または２種、および０．０１以下
のＹと０．０１以下のＲＥＭの１種または２種を含有す
ることができる。
【００１６】上述したように、本発明の重要な特徴はＣ
ｕの添加およびＩＶａ属とＶａ属から選ばれる元素の構
成、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ量を詳細に選定したことにある。以
下、前記各々の元素を規定した理由について説明する。
ｕの添加およびＩＶａ属とＶａ属から選ばれる元素の構
成、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ量を詳細に選定したことにある。以
下、前記各々の元素を規定した理由について説明する。
【００１７】Ｃは、ＴｉやＮｂ、Ｔａ等と結びついてＭ
Ｃ炭化物を形成し、結晶粒の粗大化防止する作用がある
ために少量添加する必要がある。しかし０．１０％を超
える過度の添加は硬さを上昇させて、冷間加工性を劣化
させ、さらに長時間加熱時にＭＣからＭ23Ｃ6 へ分解反
応を起こして、常温における粒界の延性を低下させる。
よってＣは０．１０％以下の添加とする。より好適なＣ
の範囲は０．０６％以下である。
Ｃ炭化物を形成し、結晶粒の粗大化防止する作用がある
ために少量添加する必要がある。しかし０．１０％を超
える過度の添加は硬さを上昇させて、冷間加工性を劣化
させ、さらに長時間加熱時にＭＣからＭ23Ｃ6 へ分解反
応を起こして、常温における粒界の延性を低下させる。
よってＣは０．１０％以下の添加とする。より好適なＣ
の範囲は０．０６％以下である。
【００１８】ＳｉとＭｎは、本発明合金において脱酸元
素として添加されるが、いずれも過度の添加は高温強度
の低下を招く。さらにＭｎについては変形抵抗を上昇さ
せて冷間加工性を低下させるために各々１．０％以下と
低くし、最適化を図った。さらに好適な範囲は各々０．
５％以下である。
素として添加されるが、いずれも過度の添加は高温強度
の低下を招く。さらにＭｎについては変形抵抗を上昇さ
せて冷間加工性を低下させるために各々１．０％以下と
低くし、最適化を図った。さらに好適な範囲は各々０．
５％以下である。
【００１９】Ｎｉはマトリクスのオーステナイト相を安
定化させると共に高温強度も高める。さらにγ’相の構
成元素として必須の元素である。Ｎｉが２５％未満の場
合には、γ’相の析出が不十分となり高温強度が低下す
る。一方、Ｎｉ量が４９％を超えると変形抵抗が上昇し
て冷間加工性が劣化し、かつＮＣＦ７５１の省資源材と
してコストメリットが無くなるためにＮｉ量は２５〜４
９％の範囲に限定する。より望ましい範囲は２６〜３５
％である。
定化させると共に高温強度も高める。さらにγ’相の構
成元素として必須の元素である。Ｎｉが２５％未満の場
合には、γ’相の析出が不十分となり高温強度が低下す
る。一方、Ｎｉ量が４９％を超えると変形抵抗が上昇し
て冷間加工性が劣化し、かつＮＣＦ７５１の省資源材と
してコストメリットが無くなるためにＮｉ量は２５〜４
９％の範囲に限定する。より望ましい範囲は２６〜３５
％である。
【００２０】Ｃｒは合金の耐酸化性を向上させるために
必要不可欠な元素であり最低１０％は必要である。一
方、１８％を超えるとＣｒに富んだσ相、α’相を析出
し、長時間加熱の過時効により組織安定性を劣化させて
衝撃値やクリープ破断強度を低下させる。また、Ｃｒは
固溶化処理後の常温硬さを増して冷間加工の応力を増
し、さらに常温延性を低下させる。このために、Ｃｒ量
は１０〜１８％とするが、冷間鍛造性の向上のために好
適なＣｒ量の望ましい範囲は１３〜１５．５％である。
必要不可欠な元素であり最低１０％は必要である。一
方、１８％を超えるとＣｒに富んだσ相、α’相を析出
し、長時間加熱の過時効により組織安定性を劣化させて
衝撃値やクリープ破断強度を低下させる。また、Ｃｒは
固溶化処理後の常温硬さを増して冷間加工の応力を増
し、さらに常温延性を低下させる。このために、Ｃｒ量
は１０〜１８％とするが、冷間鍛造性の向上のために好
適なＣｒ量の望ましい範囲は１３〜１５．５％である。
【００２１】Ａｌは安定なγ’相を析出させて要求され
る高温強度を得るために本発明において不可欠な元素
で、かつ冷間加工性も向上させる元素である。従って最
低１．４％は必要であるが、３％を超えると熱間加工性
を低下させるので１．４〜３．０％に限定する。より好
適な範囲は１．６〜２．４％である。
る高温強度を得るために本発明において不可欠な元素
で、かつ冷間加工性も向上させる元素である。従って最
低１．４％は必要であるが、３％を超えると熱間加工性
を低下させるので１．４〜３．０％に限定する。より好
適な範囲は１．６〜２．４％である。
【００２２】ＩＶａ族、Ｖａ族の元素は本発明合金にお
いてＡｌと共にＮｉと結びついてγ’相を析出させ高温
強度を向上させる作用があり、１種または２種以上を合
計で１．５％以上添加する必要がある。しかし、これら
の元素が合計で８．０％を超えると熱間加工性を劣化さ
せ、かつ高温長時間加熱後にγ’相が不安定となってη
相やδ相へ変態し、組織安定性が低下するので１．５〜
８．０％に限定する。より好適な範囲は３．０〜５．０
％である。
いてＡｌと共にＮｉと結びついてγ’相を析出させ高温
強度を向上させる作用があり、１種または２種以上を合
計で１．５％以上添加する必要がある。しかし、これら
の元素が合計で８．０％を超えると熱間加工性を劣化さ
せ、かつ高温長時間加熱後にγ’相が不安定となってη
相やδ相へ変態し、組織安定性が低下するので１．５〜
８．０％に限定する。より好適な範囲は３．０〜５．０
％である。
【００２３】ＩＶａ族の元素においてはＴｉの添加が最
も好ましく、１．５〜３．０％添加するのが良い。より
望ましい範囲は２．０〜３．０％である。また、Ｚｒと
Ｈｆはγ相への固溶度がＴｉより低く、Ｔｉほど多量に
は添加できない。Ｖａ族の元素ではＮｂの添加がもっと
も好ましく０．３〜２．５％添加するのが良い。より好
適な範囲は０．５〜１．５％である。一方、ＶはＮｂよ
り固溶強化作用が弱く、耐酸化性も低下させるので過度
の添加は好ましくない。ＴａはＮｂ以上にγ’を固溶強
化させるが希少資源で高価であるので多量の添加は好ま
しくない。
も好ましく、１．５〜３．０％添加するのが良い。より
望ましい範囲は２．０〜３．０％である。また、Ｚｒと
Ｈｆはγ相への固溶度がＴｉより低く、Ｔｉほど多量に
は添加できない。Ｖａ族の元素ではＮｂの添加がもっと
も好ましく０．３〜２．５％添加するのが良い。より好
適な範囲は０．５〜１．５％である。一方、ＶはＮｂよ
り固溶強化作用が弱く、耐酸化性も低下させるので過度
の添加は好ましくない。ＴａはＮｂ以上にγ’を固溶強
化させるが希少資源で高価であるので多量の添加は好ま
しくない。
【００２４】ＭｏとＷはＣｒと同様にオーステナイトマ
トリクスを固溶強化し、高温疲労強度と高温クリープ破
断強度を向上させる効果を有する。そのために必要に応
じて１種または２種を３％以下の範囲で添加できる。し
かし、Ｃｒを含めたこれらの元素の添加のマトリクスに
対する比が高温長時間加熱後におけるσ相やα’相の析
出に寄与してくるために、下記関係式を満たすことが望
ましい。原子％で、 Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）として、 ０．１５≦Ｂ値≦０．２０。
トリクスを固溶強化し、高温疲労強度と高温クリープ破
断強度を向上させる効果を有する。そのために必要に応
じて１種または２種を３％以下の範囲で添加できる。し
かし、Ｃｒを含めたこれらの元素の添加のマトリクスに
対する比が高温長時間加熱後におけるσ相やα’相の析
出に寄与してくるために、下記関係式を満たすことが望
ましい。原子％で、 Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）として、 ０．１５≦Ｂ値≦０．２０。
【００２５】また、Ｃｏはオーステナイトマトリクスに
固溶して熱間加工領域ではγ’相の固溶を促進させて加
工性を改善するが、実用温度領域ではγ’相の析出量を
増加させ、高温強度を向上させる。従って、ＣｏはＮｉ
に置換する形で添加することが可能であるが、Ｎｉより
高価な元素であるため、添加する場合には５％以下の添
加とするのが好ましい。
固溶して熱間加工領域ではγ’相の固溶を促進させて加
工性を改善するが、実用温度領域ではγ’相の析出量を
増加させ、高温強度を向上させる。従って、ＣｏはＮｉ
に置換する形で添加することが可能であるが、Ｎｉより
高価な元素であるため、添加する場合には５％以下の添
加とするのが好ましい。
【００２６】Ｃｕは積層欠陥エネルギーを高めて冷間加
工性を向上させることができる。冷間加工性を向上させ
るためには０．３％以上の添加が必要となるが、４％を
超えると熱間加工性を低下させるとともに、高温強度や
衝撃値を低下させるので０．３〜４％の添加とするのが
好ましい。より好適な範囲は０．７〜１．３％である。
工性を向上させることができる。冷間加工性を向上させ
るためには０．３％以上の添加が必要となるが、４％を
超えると熱間加工性を低下させるとともに、高温強度や
衝撃値を低下させるので０．３〜４％の添加とするのが
好ましい。より好適な範囲は０．７〜１．３％である。
【００２７】また、前述の如く、ＡｌもＣｕと同様の効
果を有するため、冷間加工性、熱間加工性の双方のバラ
ンスをとるためには総量の限定をする必要がある。冷間
加工性を良好にするには、Ｃ値＝（Ｃｕ＋Ａｌ）が重量
％で２．０％以上必要であるが、５．５％を超えると熱
間加工性が低下し高温での延性値が低下するために、
２．０≦Ｃ値≦５．５％に限定する。
果を有するため、冷間加工性、熱間加工性の双方のバラ
ンスをとるためには総量の限定をする必要がある。冷間
加工性を良好にするには、Ｃ値＝（Ｃｕ＋Ａｌ）が重量
％で２．０％以上必要であるが、５．５％を超えると熱
間加工性が低下し高温での延性値が低下するために、
２．０≦Ｃ値≦５．５％に限定する。
【００２８】本発明合金の特徴である冷間鍛造により製
造したバルブにおいて高温長時間加熱後にも特性劣化し
ないということを達成するには、上記の如く、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ量の規定の他にＮｉ、Ａｌと共にγ’相を形成す
るIVａ族、Ｖａ族についても限定する必要がある。即
ち、原子％でＡ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋
［Ｚｒ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）の値を高める
ことによりγ’相の高温での安定性を向上させることが
可能となるが、Ａ値が高すぎると短時間高温強度を低下
させる。従って、上記Ａ値は、０．４５≦Ａ値≦０．７
とするのが好ましい。Ａ値のより好適な範囲は０．５〜
０．６である。
造したバルブにおいて高温長時間加熱後にも特性劣化し
ないということを達成するには、上記の如く、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ量の規定の他にＮｉ、Ａｌと共にγ’相を形成す
るIVａ族、Ｖａ族についても限定する必要がある。即
ち、原子％でＡ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋
［Ｚｒ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）の値を高める
ことによりγ’相の高温での安定性を向上させることが
可能となるが、Ａ値が高すぎると短時間高温強度を低下
させる。従って、上記Ａ値は、０．４５≦Ａ値≦０．７
とするのが好ましい。Ａ値のより好適な範囲は０．５〜
０．６である。
【００２９】Ｂは本発明において粒界強化作用があり、
高温強度および延性を向上させ、適量添加できるが、多
量に添加すると粒界溶融温度を低下させて熱間加工性を
低下させるために０．０１５％以下での添加が好まし
い。
高温強度および延性を向上させ、適量添加できるが、多
量に添加すると粒界溶融温度を低下させて熱間加工性を
低下させるために０．０１５％以下での添加が好まし
い。
【００３０】ＭｇとＣａは脱酸、脱硫元素として合金の
清浄度を高め、高温強度、延性を改善し、１種または２
種適量添加できる。しかし、過度の添加は粒界溶融温度
を低下させて熱間加工性を低下させるために各々０．０
２％以下での添加が好ましい。
清浄度を高め、高温強度、延性を改善し、１種または２
種適量添加できる。しかし、過度の添加は粒界溶融温度
を低下させて熱間加工性を低下させるために各々０．０
２％以下での添加が好ましい。
【００３１】ＹおよびＲＥＭは、本発明において高温で
の耐酸化性を高めるのに有効であり、本発明合金に１種
または２種添加できる。しかし、添加量が０．０１％を
超えると熱間加工性を低下させるために上限は０．０１
％とするのが好ましい。
の耐酸化性を高めるのに有効であり、本発明合金に１種
または２種添加できる。しかし、添加量が０．０１％を
超えると熱間加工性を低下させるために上限は０．０１
％とするのが好ましい。
【００３２】また、下記の元素については以下に示す範
囲であれば本発明合金に含まれても良い。重量％で、 Ｐ≦０．０４、Ｓ≦０．０２、Ｏ≦０．０２、Ｎ≦０．
０５ より望ましくは、 Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．００５、Ｏ≦０．０１、Ｎ≦
０．０１
囲であれば本発明合金に含まれても良い。重量％で、 Ｐ≦０．０４、Ｓ≦０．０２、Ｏ≦０．０２、Ｎ≦０．
０５ より望ましくは、 Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．００５、Ｏ≦０．０１、Ｎ≦
０．０１
【００３３】
【発明の実施の形態】上記本発明の耐熱合金を９５０〜
１１００℃の固溶化処理を行って材料の硬さを低下させ
た後、冷間鍛造によりエンジンバルブ形状に成型し、さ
らに９５０〜１１００℃の固溶化処理を行った後、６０
０〜８００℃の時効処理を行ってエンジンバルブにし
た。上記の冷間鍛造後の固溶化処理は、組織を安定にす
るために通常実施されるが、本発明合金においては、こ
の固溶化処理を省略しても安定した組織が得られ、また
加工歪みによる硬さ向上も期待できるので、この冷間加
工後の固溶化処理を省略してもよい。
１１００℃の固溶化処理を行って材料の硬さを低下させ
た後、冷間鍛造によりエンジンバルブ形状に成型し、さ
らに９５０〜１１００℃の固溶化処理を行った後、６０
０〜８００℃の時効処理を行ってエンジンバルブにし
た。上記の冷間鍛造後の固溶化処理は、組織を安定にす
るために通常実施されるが、本発明合金においては、こ
の固溶化処理を省略しても安定した組織が得られ、また
加工歪みによる硬さ向上も期待できるので、この冷間加
工後の固溶化処理を省略してもよい。
【００３４】なお、本発明合金は、５０〜８０％の冷間
加工の後に７５０℃で４時間の時効処理を行った後、さ
らに８００℃にて４００時間加熱した後における、常温
（２０℃）のＵノッチシャルピー衝撃値が０．５ＭＪ／
ｍ以上で、８００℃−１０8回の回転曲げ疲労強度が１
４７ＭＰａ以上であり、バルブ材として十分な靭性、延
性と高温疲労強度を有した。
加工の後に７５０℃で４時間の時効処理を行った後、さ
らに８００℃にて４００時間加熱した後における、常温
（２０℃）のＵノッチシャルピー衝撃値が０．５ＭＪ／
ｍ以上で、８００℃−１０8回の回転曲げ疲労強度が１
４７ＭＰａ以上であり、バルブ材として十分な靭性、延
性と高温疲労強度を有した。
【００３５】
【実施例】表１に試験に供した合金の化学組成を示す。
試料は表１の組成の合金を真空誘導溶解によって１０ｋ
ｇのインゴットにした後に熱間加工によって２８ｍｍφ
の棒材を作製した。この試料を１０５０℃×３０分保持
後水冷の固溶化処理を行った後、７０％の加工率で冷間
引抜きを行い、さらに１０５０℃×３０分保持後水冷の
固溶化処理を行った後、７５０℃×４時間保持後空冷の
標準時効効処理を行った。前記処理を行った試料につい
て、常温及び８００℃において引張試験を行った。引張
試験はＡＳＴＭ法により、平行部直径６．３５ｍｍ、伸
び４Ｄにて測定した。さらに８００℃×４００時間保持
した過時効処理した試料についてミクロ組織を観察し
た。ミクロ観察はＤ／４部について行った。
試料は表１の組成の合金を真空誘導溶解によって１０ｋ
ｇのインゴットにした後に熱間加工によって２８ｍｍφ
の棒材を作製した。この試料を１０５０℃×３０分保持
後水冷の固溶化処理を行った後、７０％の加工率で冷間
引抜きを行い、さらに１０５０℃×３０分保持後水冷の
固溶化処理を行った後、７５０℃×４時間保持後空冷の
標準時効効処理を行った。前記処理を行った試料につい
て、常温及び８００℃において引張試験を行った。引張
試験はＡＳＴＭ法により、平行部直径６．３５ｍｍ、伸
び４Ｄにて測定した。さらに８００℃×４００時間保持
した過時効処理した試料についてミクロ組織を観察し
た。ミクロ観察はＤ／４部について行った。
【００３６】
【表１】
【００３７】また、熱間加工後に固溶化処理を行った状
態の試料の常温硬さの測定および冷間加工性の試験を行
った。硬さはロックウェル硬度計によって測定した。冷
間加工性の試験は、φ６×９ｍｍの試験片にアムスラー
試験機で圧縮荷重をかけて長さを測定する作業を荷重を
上げていきながら順次繰り返して行い、圧縮加工率と応
力の関係を求めた。これらの試験結果を表２及び図１に
示す。
態の試料の常温硬さの測定および冷間加工性の試験を行
った。硬さはロックウェル硬度計によって測定した。冷
間加工性の試験は、φ６×９ｍｍの試験片にアムスラー
試験機で圧縮荷重をかけて長さを測定する作業を荷重を
上げていきながら順次繰り返して行い、圧縮加工率と応
力の関係を求めた。これらの試験結果を表２及び図１に
示す。
【００３８】
【表２】
【００３９】表１のＮｏ．１〜１４は本発明合金であ
り、Ｎｏ．１〜１３はＣｒ量が１５．５％以下の好まし
い範囲であるが、Ｎｏ．１４はＣｒ量が１６〜１７％と
やや高い。Ｎｏ．１５は比較合金（在来合金）で特開平
７−１０９５３９号で開示した合金相当である。表１の
Ａ値、Ｂ値及びＣ値はそれぞれ前述の原子％及び重量％
で表される、Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋
［Ｚｒ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）、Ｂ値＝
（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋［Ｃ
ｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）、及びＣ値＝Ｃｕ＋Ａｌである。
り、Ｎｏ．１〜１３はＣｒ量が１５．５％以下の好まし
い範囲であるが、Ｎｏ．１４はＣｒ量が１６〜１７％と
やや高い。Ｎｏ．１５は比較合金（在来合金）で特開平
７−１０９５３９号で開示した合金相当である。表１の
Ａ値、Ｂ値及びＣ値はそれぞれ前述の原子％及び重量％
で表される、Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋
［Ｚｒ］＋［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］）、Ｂ値＝
（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋［Ｃ
ｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］）、及びＣ値＝Ｃｕ＋Ａｌである。
【００４０】表１の本発明合金Ｎｏ．１は比較合金Ｎ
ｏ．１５に対して、Ｍｏを無添加としてＣｕを添加し、
Ｎｏ．２〜４および１３は比較合金（在来合金）Ｎｏ．
１５に対してＣｕを添加し、それぞれＣｕ＋Ａｌ量を調
整したものである。Ｎｏ．５〜１２は、Ｃｕの添加、Ｃ
ｕ＋Ａｌ量の調整に加え、Ｗ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、
ＴａおよびＣａ、Ｙ、ＲＥＭを単独または複合添加して
いる。
ｏ．１５に対して、Ｍｏを無添加としてＣｕを添加し、
Ｎｏ．２〜４および１３は比較合金（在来合金）Ｎｏ．
１５に対してＣｕを添加し、それぞれＣｕ＋Ａｌ量を調
整したものである。Ｎｏ．５〜１２は、Ｃｕの添加、Ｃ
ｕ＋Ａｌ量の調整に加え、Ｗ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、
ＴａおよびＣａ、Ｙ、ＲＥＭを単独または複合添加して
いる。
【００４１】これらのＮｏ．１〜１３の合金は、いずれ
もＣｕの添加によって表２に示すように比較合金Ｎｏ．
１５と比較して固溶化処理後の硬さが低下し、冷間加工
性に優れている。一方、比較合金のＮｏ．１５は冷間加
工性向上元素のＣｕが添加されていないために固溶化処
理後の硬さが十分に低減できず、冷間加工性が良好でな
い。
もＣｕの添加によって表２に示すように比較合金Ｎｏ．
１５と比較して固溶化処理後の硬さが低下し、冷間加工
性に優れている。一方、比較合金のＮｏ．１５は冷間加
工性向上元素のＣｕが添加されていないために固溶化処
理後の硬さが十分に低減できず、冷間加工性が良好でな
い。
【００４２】上記の冷間加工性の向上は、図１からも明
確に見られる。即ち、図に示すように本発明合金Ｎｏ．
１〜３は、比較合金Ｎｏ．１５と比較して同一加工率に
おいて加工に必要な応力が低く、冷間加工性に優れてい
ることが分かる。なお、表２に示すように標準時効処理
後の常温及び高温引張強度、及び８００℃×４００ｈｒ
加熱の過時効処理後の組織安定性は本発明合金、比較合
金ともに十分に優れた特性を有している。
確に見られる。即ち、図に示すように本発明合金Ｎｏ．
１〜３は、比較合金Ｎｏ．１５と比較して同一加工率に
おいて加工に必要な応力が低く、冷間加工性に優れてい
ることが分かる。なお、表２に示すように標準時効処理
後の常温及び高温引張強度、及び８００℃×４００ｈｒ
加熱の過時効処理後の組織安定性は本発明合金、比較合
金ともに十分に優れた特性を有している。
【００４３】Ｎｏ．１４合金は、Ｃｒが１６％と前記Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．１３合金に比してやや高く、かつＮｉ量
が高い。このＮｏ．１４合金もＣｕの添加とＣｕ＋Ａｌ
量の調整により在来合金より冷間加工性が向上してお
り、引張特性、８００℃×４００ｈｒ加熱後の過時効処
理の組織安定性も改善されているが、下記するように冷
間加工性と過時効処理後の衝撃値とにおいてＣｒの低い
前記Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１３合金にやや劣ることが分かっ
た。
ｏ．１〜Ｎｏ．１３合金に比してやや高く、かつＮｉ量
が高い。このＮｏ．１４合金もＣｕの添加とＣｕ＋Ａｌ
量の調整により在来合金より冷間加工性が向上してお
り、引張特性、８００℃×４００ｈｒ加熱後の過時効処
理の組織安定性も改善されているが、下記するように冷
間加工性と過時効処理後の衝撃値とにおいてＣｒの低い
前記Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１３合金にやや劣ることが分かっ
た。
【００４４】図２は合金のＣｒ量と固溶化処理した状態
の７０％の冷間圧縮試験における圧縮率と真応力との関
係を示す図である。図から判るように、Ｃｒ量の増加と
ともに真応力が大きくなる。これはＣｒ量が増加する
と、冷間加工において大きな加工応力を要し冷間鍛造性
を低下することを示す。よって、冷間鍛造性からＣｒ量
は１５．５％以下が望ましい。
の７０％の冷間圧縮試験における圧縮率と真応力との関
係を示す図である。図から判るように、Ｃｒ量の増加と
ともに真応力が大きくなる。これはＣｒ量が増加する
と、冷間加工において大きな加工応力を要し冷間鍛造性
を低下することを示す。よって、冷間鍛造性からＣｒ量
は１５．５％以下が望ましい。
【００４５】図３は合金のＣｒ量と８００℃×４００ｈ
ｒ加熱の過時効処理後の衝撃値との関係を示す図であ
る。図３で示されるグラフは、大きく分けてＣｕが３％
以上のＮｏ．３，４，１３合金系と、Ｃｕが１％近傍の
その他の合金系の２つの線で表される。これらの合金系
を比較すると、Ｃｕが３％を超えて添加された合金系で
は、前述のように衝撃値が低下する傾向が見られるの
で、Ｃｕの多量添加は注意を要する。
ｒ加熱の過時効処理後の衝撃値との関係を示す図であ
る。図３で示されるグラフは、大きく分けてＣｕが３％
以上のＮｏ．３，４，１３合金系と、Ｃｕが１％近傍の
その他の合金系の２つの線で表される。これらの合金系
を比較すると、Ｃｕが３％を超えて添加された合金系で
は、前述のように衝撃値が低下する傾向が見られるの
で、Ｃｕの多量添加は注意を要する。
【００４６】一方、Ｃｒについて見ると、Ｃｕを１％程
度添加させた合金系では、Ｃｒ量が少ないほどシャルピ
衝撃値が向上しており、Ｃｒ量を低下させたことによる
衝撃特性向上の効果が見られる。これらの実験値から過
時効処理後の衝撃値の低下を少なくするためにＣｒ量は
１５．５％以下が望ましい。上記結果から、冷間鍛造性
の向上と過時効処理による衝撃値の低下を防止するため
に、本発明の耐熱合金においてＣｒ量は１５．５％以下
が望ましいとしたものである。
度添加させた合金系では、Ｃｒ量が少ないほどシャルピ
衝撃値が向上しており、Ｃｒ量を低下させたことによる
衝撃特性向上の効果が見られる。これらの実験値から過
時効処理後の衝撃値の低下を少なくするためにＣｒ量は
１５．５％以下が望ましい。上記結果から、冷間鍛造性
の向上と過時効処理による衝撃値の低下を防止するため
に、本発明の耐熱合金においてＣｒ量は１５．５％以下
が望ましいとしたものである。
【００４７】以上説明したように本発明の耐熱合金は、
Ｃｕの添加とＣｒを１５．５％以下にして冷間加工性を
増しているので、エンジンバルブの冷間鍛造による成型
が可能になる。また、ＩＶａ属とＶａ属から選ばれる元
素の構成、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ量を詳細に選定することによ
り、高温強度と過時効処理における組織安定性が向上す
る。これによって、安価で高性能なバルブが得られる。
Ｃｕの添加とＣｒを１５．５％以下にして冷間加工性を
増しているので、エンジンバルブの冷間鍛造による成型
が可能になる。また、ＩＶａ属とＶａ属から選ばれる元
素の構成、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ量を詳細に選定することによ
り、高温強度と過時効処理における組織安定性が向上す
る。これによって、安価で高性能なバルブが得られる。
【００４８】
【発明の効果】以上のべたように、本発明によればエン
ジンバルブ材において固溶化処理後の硬さを低減して冷
間加工性を飛躍的に改善することができ、冷間鍛造可能
でかつ高温での組織安定性および高温疲労強度に優れた
エンジンバルブ材を製造することが可能となりエンジン
バルブ製造コストを格段に低減させることができる。
ジンバルブ材において固溶化処理後の硬さを低減して冷
間加工性を飛躍的に改善することができ、冷間鍛造可能
でかつ高温での組織安定性および高温疲労強度に優れた
エンジンバルブ材を製造することが可能となりエンジン
バルブ製造コストを格段に低減させることができる。
【図１】各試験合金の冷間圧縮試験における圧縮加工率
と真応力との関係を示す図である。
と真応力との関係を示す図である。
【図２】７０％加工の冷間圧縮試験における真応力と合
金のＣｒ量との関係を示す図である。
金のＣｒ量との関係を示す図である。
【図３】過時効処理後の合金のＣｒ量と常温衝撃値との
関係を示す図である。
関係を示す図である。
Claims (15)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１０以下、Ｓｉ：
１．０以下、Ｍｎ：１．０以下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃ
ｒ：１０〜１８、Ｃｕ：０．３〜４．０、Ａｌ：１．４
〜３．０と、ＩＶａ族とＶａ族から選ばれる１種または
２種以上の元素を合計で１．５〜８．０とを含み、残部
は不純物を除き本質的にＦｅからなることを特徴とする
冷間加工に適した耐熱合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｍｏ：３．０以下とＷ：３．
０以下の１種または２種を含むことを特徴とする請求項
１に記載の冷間加工に適した耐熱合金。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０６以下、Ｓｉ：
０．５以下、Ｍｎ：０．５以下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃ
ｒ：１３〜１８、Ｃｕ：０．３〜４．０、Ａｌ：１．４
〜３．０、Ｔｉ：１．５〜３．０、及びＮｂ：０．３〜
２．５を含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからな
ることを特徴とする耐熱合金。 - 【請求項４】 Ｍｏ：３．０以下とＷ：３．０以下の１
種または２種を含むことを特徴とする請求項３に記載の
冷間加工に適した耐熱合金。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０６以下、Ｓｉ：
０．５以下、Ｍｎ：０．５以下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃ
ｒ：１３〜１６、Ｃｕ：０．３〜４．０、Ｍｏ：０．１
〜１．０、Ａｌ：１．６〜２．４、Ｔｉ：２．０〜３．
０、及びＮｂ：０．５〜１．５を含み、残部は不純物を
除き本質的にＦｅからなることを特徴とする冷間加工に
適した耐熱合金。 - 【請求項６】 重量％で、５％以下のＣｏを含むことを
特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の冷間加工に
適した耐熱合金。 - 【請求項７】 原子％で、下記関係式を満たすことを特
徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の冷間加工に適
した耐熱合金。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］） - 【請求項８】 原子％で、下記関係式を満たすことを特
徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の冷間加工に適
した耐熱合金。 ０．１５≦Ｂ値≦０．２０ Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］） - 【請求項９】 重量％で，Ｃ：０．１０以下、Ｓｉ：
１．０以下、Ｍｎ：１．０以下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃ
ｒ：１０〜１５．５、Ｃｕ：０．３〜４．０、Ａｌ：
１．４〜３．０と、ＩＶａ族とＶａ族から選ばれる１種
または２種以上の元素を合計で１．５〜８．０とＭｏ：
０〜３．０とＷ：０〜３．０の１種または２種、及びＣ
ｏ：５．０以下を含み、残部は不純物を除き本質的にＦ
ｅからなり、かつ原子％で下記関係２式を満たすことを
特徴とする冷間加工に適した耐熱合金。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］） かつ、０．１５≦Ｂ値≦０．２０ Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］） - 【請求項１０】 重量％で，Ｃ：０．０６以下、Ｓｉ：
０．５以下、Ｍｎ：０．５以下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃ
ｒ：１３〜１５．５、Ｃｕ：０．３〜４．０、Ａｌ：
１．４〜３．０、Ｔｉ：１．５〜３．０、Ｎｂ：０．３
〜２．５、及びＭｏ：０〜３．０とＷ：０〜３．０の１
種または２種及びＣｏ：５．０以下を含み、残部は不純
物を除き本質的にＦｅからり、かつ原子％で下記関係式
を満たすことを特徴とする冷間加工に適した耐熱合金。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］） かつ、０．１５≦Ｂ値≦０．２０ Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］） - 【請求項１１】 重量％で，Ｃ：０．０６以下、Ｓｉ：
０．５以下、Ｍｎ：０．５以下、Ｎｉ：２５〜４９、Ｃ
ｒ：１３〜１５．５、Ｃｕ：０．３〜４．０、Ｍｏ：
０．１〜１．０、Ａｌ：１．６〜２．４、Ｔｉ：２．０
〜３．０、Ｎｂ：０．５〜１．５及びＭｏ：０〜３．０
とＷ：０〜３．０の１種または２種及びＣｏ：５．０以
下を含み、残部は不純物を除き本質的にＦｅからなり、
かつ原子％で下記関係式を満たすことを特徴とする冷間
加工に適した耐熱合金。 ０．４５≦Ａ値≦０．７０ Ａ値＝［Ａｌ］／（［Ａｌ＋［Ｔｉ］＋［Ｚｒ］＋
［Ｖ］＋［Ｎｂ］＋［Ｔａ］） かつ、０．１５≦Ｂ値≦０．２０ Ｂ値＝（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｗ］）／（［Ｎｉ］＋
［Ｃｏ］＋［Ｆｅ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋
［Ｗ］） - 【請求項１２】 重量％で、下記関係式を満たすことを
特徴とする請求項１〜１１のいずれかに記載の冷間加工
に適した耐熱合金。 ２．０≦Ｃ値≦５．５ Ｃ値＝Ｃｕ＋Ａｌ - 【請求項１３】 重量％で、０．０１５以下のＢを含む
ことを特徴とする請求項１〜１４のいずれかに記載の冷
間加工に適した耐熱合金。 - 【請求項１４】 重量％で、０．０２以下のＭｇと０．
０２のＣａの１種または２種を含むことを特徴とする請
求項１〜１５のいずれかに記載の冷間加工に適した耐熱
合金。 - 【請求項１５】 重量％で、０．０１以下のＹと０．０
１以下のＲＥＭの１種または２種を含むことを特徴とす
る請求項１〜１６のいずれかに記載の冷間加工に適した
耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30828198A JPH11199987A (ja) | 1997-11-10 | 1998-10-29 | 冷間加工に適した耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-306704 | 1997-11-10 | ||
| JP30670497 | 1997-11-10 | ||
| JP30828198A JPH11199987A (ja) | 1997-11-10 | 1998-10-29 | 冷間加工に適した耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11199987A true JPH11199987A (ja) | 1999-07-27 |
Family
ID=26564831
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30828198A Pending JPH11199987A (ja) | 1997-11-10 | 1998-10-29 | 冷間加工に適した耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11199987A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1464718A1 (en) * | 2003-03-18 | 2004-10-06 | HONDA MOTOR CO., Ltd. | High-strength, heat-resistant alloy for exhaust valves with improved overaging-resistance |
| KR100489066B1 (ko) * | 2002-07-23 | 2005-05-12 | 현대자동차주식회사 | 엔진 밸브 시트용 니켈-크롬계 금속분말 조성물 및 이를이용한 밸브시트의 제조방법 |
| US7651575B2 (en) | 2006-07-07 | 2010-01-26 | Eaton Corporation | Wear resistant high temperature alloy |
| CN102996196A (zh) * | 2011-09-19 | 2013-03-27 | 现代自动车株式会社 | 发动机气门座圈及其制造方法 |
| WO2020051666A1 (pt) * | 2018-09-12 | 2020-03-19 | Mahle Metal Leve S.A. | Válvula de alívio para um turbocompressor e processo para fabricação de válvula de alívio |
-
1998
- 1998-10-29 JP JP30828198A patent/JPH11199987A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100489066B1 (ko) * | 2002-07-23 | 2005-05-12 | 현대자동차주식회사 | 엔진 밸브 시트용 니켈-크롬계 금속분말 조성물 및 이를이용한 밸브시트의 제조방법 |
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| KR101316474B1 (ko) * | 2011-09-19 | 2013-10-08 | 현대자동차주식회사 | 엔진밸브시트 및 그 제조방법 |
| CN102996196B (zh) * | 2011-09-19 | 2016-08-03 | 现代自动车株式会社 | 发动机气门座圈及其制造方法 |
| WO2020051666A1 (pt) * | 2018-09-12 | 2020-03-19 | Mahle Metal Leve S.A. | Válvula de alívio para um turbocompressor e processo para fabricação de válvula de alívio |
| CN112912600A (zh) * | 2018-09-12 | 2021-06-04 | 马勒金属制品有限公司 | 用于涡轮增压器的安全阀和制造安全阀的方法 |
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